耐断裂特性和耐HIC特性优异的高强度钢板

摘要

即使厚、耐HIC特性和耐断裂特性也优异的高强度钢板，其具有下述化学组成：按质量%计包含C：0.02%～0.07%、Si：0.05%～0.50%、Mn：1.10%～1.60%、P：0.015%以下、S：0.0030%以下、Nb：0.005%～0.030%、Ti：0.005%～0.020%、Al：0.005%～0.060%、Ca：0.0005%～0.0060%、N：0.0015%～0.0070%、以及选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种或两种以上总计超过0.1%且不足1.5%，并且剩余部分为Fe和杂质，所述高强度钢板具有：按面积率计贝氏体为10%以上、剩余部分由铁素体和珠光体构成的钢组织，钢板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且Mn偏析度不足1.40。

权利要求

1.一种耐断裂特性和耐氢致裂纹特性优异的高强度钢板，其特征在于，其具有下述化学组成：按质量％计包含C：0.02％以上且0.07％以下、Si：0.05％以上且0.50％以下、Mn：

1.10％以上且1.60％以下、P：0.015％以下、S：0.0030％以下、Nb：0.005％以上且0.030％以下、Ti：0.005％以上且0.020％以下、Al：0.005％以上且0.060％以下、Ca：0.0005％以上且0.0060％以下、N：0.0015％以上且0.0070％以下、以及选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种或两种以上总计超过0.1％且不足1.5％，并且剩余部分为Fe和杂质，所述高强度钢板具有：按面积率计贝氏体为10％以上、剩余部分由铁素体和珠光体构成的钢组织，钢板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且Mn偏析度不足1.40，

5

在饱和H2S分压PH2S为0.01×10Pa及pH为4.0的含有5％氯化钠的乙酸水溶液中于

25℃浸渍96小时后的裂纹面积率为5.0％以下，

对于板厚为6mm以上且40mm以下的钢板在-30℃下进行落锤撕裂试验DWTT时的塑性断口率即DWTT-SA@-30为85％以上，所述偏析度为，在与轧制方向正交的方向切断钢板，在所得到的断面以包括板厚方向的中心部分的方式设定板厚方向10mm长度的测定区域，通过激光束直径为1mm的激光ICP装置对所述测定区域进行测定，将所得到的100点的各元素的测定数据即含量的平均值作为所述各元素的平均含量，对于所述各元素，将测定数据中的最高值即最高含量除以平均含量得到的数值。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述化学组成按质量％计还含有V：

0.10％以下。

3.一种权利要求1或2所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1或2所述的化学组成的板坯在满足下式(i)的关系的加热温度T下进行加热，其中，加热温度T的单位为℃，将经过加热的板坯供于在Ar3点-60℃以上且Ar3点以下的范围的温度下 完成最终轧制的热轧，形成钢板，其中，Ar3点通过下式(ii)算出且单位为℃，将所得到的钢板立即以10℃/s以上的冷却速度冷却至400℃～600℃的冷却停止温度，

6770/(2.26-log[Nb][C])-73＞T≥6770/(2.26-log[Nb][C])-273(i)Ar3 ＝ 910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8)(ii)上式(i)和上式(ii)中，元素符号指的是该元素的含量，单位为质量％，上式(ii)中的t指的是最终轧制完成后的钢板的厚度，单位为mm。

说明书

耐断裂特性和耐HIC特性优异的高强度钢板

技术领域

[0001] 本发明涉及耐断裂特性和耐氢致裂纹特性优异的高强度钢板。更具体而言，涉及即使厚也表现出优异的耐断裂特性和耐氢致裂纹特性、特别是适于管路用管的制造的高强度钢板。

背景技术

[0002] 现在，石油、天然气等能源的需要日益提高，随此，在高腐蚀环境、深海、永久冻土之类苛刻环境下的管路用管的铺设及使用增加。特别是腐蚀环境中，存在易产生氢致裂纹(Hydrogen Induced Cracking、以下也称为“HIC”)的倾向。

[0003] 因此，寻求由具有耐腐蚀性能、特别是不易产生上述HIC的特性的钢材(以下称为“耐HIC钢”)制造的管路用管。HIC的原理和耐HIC钢所需要的特性如以下所述。

[0004] (1)HIC的原理

[0005] 若在含有硫化氢(H2S)的环境中使用管，则氢离子化而被管吸留。该被吸留的氢被管中的夹杂物捕获，被捕获的氢在管内产生高应力，结果管内部产生龟裂。

[0006] (2)耐HIC钢所需要的特性

[0007] 为了抑制HIC的产生，优选减少捕获被管内吸留的氢的夹杂物。因此，需要保持高的钢的纯净度。另外，在中心偏析部易形成低温相变组织(马氏体、贝氏体等)，由于该低温相变组织而易产生HIC。因此，需要降低C、Mn、P等的含量，抑制偏析的产生。

[0008] 为了得到具有上述(2)所述的期望特性的钢材，在耐HIC钢的制造中，需 要本质上降低C和Mn的含量，添加其它合金元素来补充强度。为了确保强度，通常含有Nb，并且实施高温加热来利用Nb的固溶强化。若在投入了Nb的状态下实施低温加热，则生成成为产生HIC的夹杂物的一种的Nb系碳氮化物。因此，含有Nb时，为了确保耐HIC性能，必须实施高温加热。另外，为了在热轧时得到均匀组织，采用相变点以上的高温精加工。

[0009] 现在，作为为了提高HIC钢的品质而公开的技术方案，如下例示。

[0010] 专利文献1中公开了下述技术方案：若钢材中存在MnS则以该MnS为起点产生裂纹，若MnS在轧制时伸展长则裂纹敏感性增大，因此通过一边降低钢中的S含量一边向钢中添加Ca、稀土金属(REM)来使钢中的S形成微细球状化了的CaS、REM硫化物。

[0011] 专利文献2中公开了下述技术方案：由于C、Mn、P等在铸件的相当于中心偏析部的部位偏析，形成马氏体、贝氏体等硬的组织，这些组织成为裂纹的传播路径，因此通过降低钢中的C、Mn、P等的浓度以及进行用于利用扩散降低偏析的均热处理，防止硬的组织的生成。

[0012] 专利文献3中公开了下述技术方案：通过在连续铸造的残留未凝固钢液的阶段对铸件暂且进行胀形加工后压下，来解决中心偏析其本身。

[0013] 专利文献4～6中公开了下述技术方案：随着最近的钢材的要求强度规格的提高，仅利用上述对于中心偏析部、MnS生成的单独对策时，不充分的情况增多，因此通过向钢中添加Cu、Ni，在表面形成保护覆膜来抑制氢向钢中的渗入的同时，并用Cr、Mo等的添加或轧制时的加工热处理(TMCP)。

[0014] 现有技术文献

[0015] 专利文献

[0016] 专利文献1：日本特开昭54-110119号公报

[0017] 专利文献2：日本特开昭61-60866号公报

[0018] 专利文献3：日本特开平9-57410号公报

[0019] 专利文献4：日本特开平6-220577号公报

[0020] 专利文献5：日本特开平9-209037号公报

[0021] 专利文献6：日本特开2003-226922号公报

发明内容

[0022] 现有的耐HIC钢由于需要实施上述制造方法(高温加热、轧制高温精加工)，因此难以兼具优异的耐HIC特性和优异的耐断裂特性。这是由于，虽然高温加热引起奥氏体粒径的粗化，但是若轧制中进行高温精加工，则不能有效利用对于耐断裂特性的提高有效的双相组织，DWTT特性(通过落锤撕裂试验(Drop Weight Tear Test)评价的耐断裂特性)显著变差。

[0023] 特别是若钢材的厚度典型地说增大至25mm以上，则为了达到钢材内部得到所希望的耐HIC特性的程度的温度，需要进一步提高钢材表面部的温度。因此，奥氏体粒径的粗化变得显著，耐断裂特性显著降低。因此，利用现有的耐HIC钢材时，在厚壁的情况下高度兼具耐HIC特性和耐断裂特性特别困难。

[0024] 由于若管路用管的壁厚厚，则管内部的耐压提高，从而输送效率提高。因此，本来管路用管用的耐HIC钢材的厚度越厚则越优选。但是，由于上述原因，使用现有的耐HIC钢材时，增大管路用管的壁厚是有限度的。特别是对于要求低温环境下的高的耐断裂特性的面向寒冷地区的管路用管而言，这种倾向显著。因此，只要将现有的耐HIC钢作为原材料，则对于面向寒冷地区的管路用管而言，牺牲输送效率来使用薄壁的钢材。

[0025] 基于上述背景，本发明的目的在于，提供耐HIC特性和耐断裂特性两者都优异的高强度钢板。

[0026] 为了解决上述问题，本发明人等进行了深入地研究，结果得到下述发现。即，以往，耐HIC特性(耐酸(Sour)性能)的评价，在作为高H2S分压且低pH环 境的根据美国国家腐蚀工程师协会(NACE、National Association of Corrosion and Engineer)的TM0284的NACE条件下进行。但是，根据H2S分压、pH变动而腐蚀的参数也变动，因此这种苛刻环境下的腐蚀现象和实际腐蚀环境下的腐蚀现象有可能不同。因此，为了更适当地掌握能得到优异的耐HIC特性的钢组织、制造方法，优选在与苛刻条件下的评价相比，更符合实际腐蚀环境的条件、即相对低的H2S分压且高pH环境下实施耐HIC特性的评价。基于该认知进行研究的结果可知，为了在NACE条件这样的苛刻条件下发挥优异的耐HIC特性，必须进行高温加热和高温精加工，但是在接近实际腐蚀环境的条件下，若适当实施利用Ca进行的夹杂物处理和偏析对策，则不实施高温加热和高温精加工就可以制造表现出优异的耐HIC性能的钢板。

[0027] 基于该发现进一步研究的结果发现，通过以下的技术方案，能够兼具DWTT特性和耐HIC特性。

[0028] (1)限制成为HIC产生起点的Nb、Ti碳氮化物的添加量和偏析度，抑制HIC产生起点部位的同时，通过降低中心偏析来抑制HIC断裂传播，由此可以提高耐HIC特性。

[0029] (2)通过限制Nb添加量上限，与以往相比降低加热温度，并且使轧制条件为Ar3点以下，由此可以提高DWTT特性。

[0030] 基于上述发现的本发明如下所述。

[0031] (1)一种耐断裂特性和耐HIC特性优异的高强度钢板，其具有下述化学组成：按质量%计包含C：0.02%以上且0.07%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、Mn：1.10%以上且1.60%以下、P：0.015%以下、S：0.0030%以下、Nb：0.005%以上且0.030%以下、Ti：0.005%以上且0.020%以下、Al：0.005%以上且0.060%以下、Ca：0.0005%以上且0.0060%以下、N：
0.0015%以上且0.0070%以下、以及选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种或两种以上总计超过0.1%且不足1.5%，并且剩余部分为Fe和杂质，所述高强度钢板具有：按面积率计 贝氏体为10%以上、剩余部分由铁素体和珠光体构成的钢组织，钢板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且
5
Mn偏析度不足1.40，在饱和H2S分压(PH2S)为0.01×10Pa及pH为4.0的含有5%氯化钠的乙酸水溶液(25℃)中浸渍96小时后的裂纹面积率为5.0%以下，对于板厚为6mm以上且
40mm以下的钢板在-30℃下进行DWTT试验时的塑性断口率(DWTT-SA@-30)为85%以上。

[0032] 上述钢板的强度优选为520MPa以上。

[0033] (2)前述化学组成按质量%计还含有V：0.10%以下。

[0034] (3)一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，对具有上述(1)或(2)所述的化学组成的板坯在满足下式(i)的关系的加热温度T(℃)下进行加热，将经过加热的板坯供于在Ar3点-60℃以上且Ar3点以下(其中，Ar3点(℃)通过下式(ii)算出)的范围的温度下完成最终轧制的热轧，形成钢板，将所得到的钢板立即以10℃/s以上的冷却速度冷却至400℃～600℃的冷却停止温度。

[0035] 6770/(2.26-log[Nb][C])-73>T≥6770/(2.26-log[Nb][C])-273(i)[0036] Ar3=910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×[0037] (t-8)(ii)

[0038] 上式(i)和上式(ii)中，元素符号指的是该元素的含量(单位：质量%)，上式(ii)中的t指的是最终轧制完成后的钢板的厚度(单位：mm)。

[0039] 根据本发明，提供即使厚、耐断裂特性和耐氢致裂纹特性也优异的高强度钢板。通过使用上述高强度钢板，能够面向寒冷地区提供高度满足耐断裂特性和耐氢致裂纹特性这些基本特性、并且输送效率优异的厚壁的管路用管。

附图说明

[0040] 图1为对用于评价耐HIC特性的试验条件进行说明的图。

具体实施方式

[0041] 以下对本发明的钢板的化学组成、钢组织、优选的制造条件等进行详细说明。以下说明中，表示合金元素的含量的“%”指的是质量%。

[0042] 1.化学组成

[0043] C：0.02%以上且0.07%以下

[0044] 通常C作为对钢的强度有大的影响的元素已知，C含量不足0.02%时，难以得到管路用管等用途所需要的强度。C含量超过0.07%时，在连续铸造时易在铸件的厚度中心部形成宏观偏析部，该宏观偏析部成为HIC的产生原因。因此，使C的含量的范围为0.02%以上且0.07%以下。

[0045] Si：0.05%以上且0.50%以下

[0046] Si是通常在钢的制造工艺中作为脱氧元素对降低钢中的氧浓度有效的元素之一，还具有强化钢的效果。另外，Si作为提高强度的元素也是有用的。Si含量不足0.05%时，难以得到上述效果。另一方面，若其含量超过0.50%，则生成岛状马氏体，焊接热影响区(HAZ)韧性变差。因此，使Si含量为0.05%以上且0.50%以下。

[0047] Si由于与Ti之间具有强的相互作用，尽管并非TiN的构成元素，但是对TiN的生成有影响，若Si含量增加则易生成TiN。以该TiN作为核而析出Nb碳氮化物的可能性高，因此若Si含量升高则引起HIC性能劣化的可能性升高。因此优选使Si含量不足0.3%。

[0048] Mn：1.10%以上且1.60%以下

[0049] Mn通常为对钢材的强度有大的影响的元素。Mn含量不足1.10%时，难以得到充分的强度。另一方面，若Mn含量超过1.60%，则Mn在中心偏析部富集，使耐HIC性能劣化。因此使Mn含量的范围为1.10%以上且1.60%以下。从切实地确保中心偏析部的耐HIC性能的观点考虑，优选使Mn含量不足 1.50%。

[0050] P：0.015%以下

[0051] P为不可避免地含有在钢中的杂质元素之一，优选尽可能低。P由于凝固时的固液界面中的分配系数小，因此显著偏析，存在在中心偏析部富集而使耐HIC性能劣化的倾向。因此，使P含量的上限为0.015%。从切实地确保中心偏析部的耐HIC性能的观点考虑，优选使P含量不足0.008%。

[0052] S：0.0030%以下

[0053] S也为不可避免地含有在钢中的杂质元素之一，优选尽可能低。S由于凝固时的固液界面中的分配系数也小，因此不仅显著偏析，而且在偏析部生成MnS而成为HIC的产生起点。因此，使S含量为0.0030%以下。从高强度钢等在更高要求水平的苛刻条件下稳定地确保高的耐HIC性能的观点考虑，优选使S含量为0.001%以下。

[0054] Nb：0.005%以上且0.030以下

[0055] Nb为在钢中形成碳氮化物、提高钢的强度并且对于韧性的提高也有效的元素。特别是TMCP中，为了通过控制固溶和析出来控制钢板的显微组织而添加Nb。为了得到这些效果，含有0.005%以上的Nb。另一方面，本发明中，为了降低加热温度而确保耐断裂韧性，对Nb的含量进行限制。另外，粗大的Nb碳氮化物成为HIC的产生原因。因此使Nb含量为0.030%以下。优选的Nb含量为0.010%以上且0.025%以下。

[0056] Ti：0.005%以上且0.020%以下

[0057] Ti具有提高钢的强度的效果。另外，通过以TiN形式固定钢中的N，减少NbN、AlN的析出量，因此还具有防止由于连续铸造的铸件的弯曲、矫正时NbN、AlN向γ晶界动态析出所导致的铸件表面裂纹的效果。为了得到这些效果，添加0.005%以上的Ti。但是，Ti含量的增加导致焊接韧性的降低。另外，TiN发挥作为成为HIC的产生原因的粗大的Nb碳氮化物析出时的析出核的功 能。进而，Ti碳氮化物自身也成为HIC的产生原因。因此，使Ti含量为0.020%以下。优选的Ti含量为0.010%以上且0.020%以下。

[0058] Al：0.005%以上且0.060%以下

[0059] Al与Si同样地也是作为脱氧元素对降低钢中的氧浓度有效的元素之一。为了得到这种脱氧的效果，使Al含量为0.005%以上。若Al含量小于0.005%，则由于脱氧不充分而脱硫也不充分。另外，Ca添加的收益变差，不能充分地得到添加Ca的效果。因此，易产生钢中的硫化物、S的偏析，导致耐HIC特性的降低。另一方面，随着利用Al进行脱氧而生成的氧化铝也有可能成为HIC的原因。因此，使Al含量为0.060%以下。

[0060] Ca：0.0005%以上且0.0060%以下

[0061] Ca降低S浓度而防止MnS的生成，并且可以控制硫化物的形态。因此，对于耐HIC钢而言，大多添加Ca。为了得到上述效果，含有0.0005%以上的Ca。但是，添加0.0060%以上时，该效果饱和，导致制造成本的增加。因此，使Ca含量为0.0005%以上且0.0060%以下。

[0062] N：0.0015%以上且0.0070%以下

[0063] N为在转炉等大气气氛中熔炼时不可避免地渗入钢中的元素，对钢材的机械特性有影响并且对显微组织形成有影响。在钢材中N与Al、Ti等形成氮化物，这些氮化物在热加工的过程中作为钉扎颗粒具有使晶粒微细化的效果。为了得到这种N的优选效果，使N含量为0.0015%以上。另一方面，N是成为HIC的产生原因的粗大Nb碳氮化物的构成元素。另外，如前所述若存在过多的Nb、Al的氮化物，则连续铸造时在γ晶界动态析出，成为铸件表面裂纹的原因。因此，使N含量为0.0070%以下。优选的N含量为0.0015%以上且0.0050%以下。

[0064] 0.1%＜Cu＋Ni＋Cr＋Mo＜1.5%

[0065] 耐HIC钢中，为了抑制MnS的产生并且降低C偏析，C和Mn的含量的上 限设定得比较低。因此，为了确保钢板的强度，大多含有Cu、Ni、Cr、Mo等合金元素。本发明中，为了这种目的，含有选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种或两种以上，它们的总含量超过0.1%。但是，若含有过多的这些元素，则随着淬火性的提高，强度提高的同时引起一部分组织的硬化，由此使耐HIC性能劣化。因此，使上述元素的总含量不足1.5%。该总含量优选为0.15%以上且1.0%以下，上限更优选为0.5%。

[0066] 这些各元素的作用和优选的添加范围如下所述。

[0067] Cu：0.5%以下

[0068] Cu提高钢的淬火性。为了表现出强度提高的效果，优选含有0.1%以上。但是若Cu含量超过0.5%，则钢材的热加工性、切削性降低。另外，诱发连续铸造时的表面裂纹(铜裂纹)。因此含有0.2%以上的Cu时，优选以Cu含量的1/3以上的含量同时含有Ni。

[0069] Ni：1.0%以下

[0070] Ni具有通过固溶强化来提高钢的强度并且具有改善韧性的效果。为了得到这些效果，优选含有0.1%以上的Ni。但是即使含有超过1.0%的Ni，该效果也饱和，反而使焊接性变差的不良影响有可能明显化。

[0071] 需要说明的是，对于Cu和Ni而言，若分别单独含有则钢板产生表面缺陷的可能性升高，因此优选同时含有它们。

[0072] Cr：0.5%以下

[0073] 由C当量(Ceq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo)/5＋(Cu＋Ni)/15)中的系数大可知，Cr通过少量添加就大幅有助于强度升高。另外，Cr还具有提高钢的韧性的效果。因此，需要满足API X80等级这种高强度的规格时，大多含有Cr。为了得到这些效果，优选含有0.05%以上的Cr。但是若含有超过0.5%的Cr，则易存在产生焊接裂纹等问题。重视焊接性时，优选使Cr含量为0.4%以下。

[0074] Mo：0.5%以下

[0075] Mo提高钢板的淬火性、有助于强度提高。另外，由于为不易产生微观偏析的元素，因此具有抑制由于中心偏析所导致的HIC的产生的效果。为了得到这种Mo的效果，优选含有0.03%以上的Mo。但是，Mo由于为价格昂贵的元素，含量的增加导致成本增加。另外，若Mo含量超过0.5%，则易产生贝氏体、马氏体等硬化相，耐HIC特性反而有可能变差。因此，使Mo含量为0.5%以下。由于对耐HIC特性的降低的影响比其它元素大，优选使Mo含量为0.3%以下。Mo由于与其它元素相比价格昂贵，因此含有Mo时，与单独含有相比、优选与其它元素一起含有。

[0076] 本发明的钢还可以含有V。

[0077] V：0.01%以上且0.10以下

[0078] V通过在钢中固溶于铁素体中或形成碳氮化物而提高钢的强度。为了得到这些效果，优选含有0.01%以上的V。但是，若V含量超过0.10%，则由于焊接热影响区的析出状况变化，因此有可能对韧性造成不良影响。因此，含有V时，其含量设为0.10%以下。

[0079] 2.钢组织

[0080] 本发明的钢板的钢组织，可以通过对钢板进行断面观察、鉴定视野内的相或组织来特定。本发明的钢板的钢组织由贝氏体、铁素体和珠光体构成，贝氏体的面积率为10%以上。钢板的断面观察在厚度中心进行。

[0081] 钢组织为由贝氏体、铁素体和珠光体构成的均匀的组织，实质上不含有马氏体、残留奥氏体等。因此，中心偏析轻微而HIC的产生受到抑制。另外，通过使贝氏体的面积率为10%以上，确保钢板的强度得以实现。对贝氏体的面积率的上限没有特别限定。

[0082] 对于本发明的钢板而言，钢板厚度中央部的Nb偏析度不足1.60且Mn偏析度不足1.40。通过如此控制偏析度，能够有效地抑制HIC的产生。

[0083] 本发明中，钢板厚度中央部的元素的偏析度通过下述方法定义。

[0084] 偏析度的测定仪器使用激光ICP装置(以下简称为“L-ICP装置”)。L-ICP装置为发光分析装置的一种，在10mm长度的测定中能够进行约100点的测定、也就是说能够每100μm进行测定。因此，可以充分评价宏观偏析。

[0085] 在与轧制方向正交的方向切断钢板，在所得到的断面以包括板厚方向的中心部分的方式设定板厚方向10mm长度的测定区域。通过L-ICP装置对该测定区域进行测定，将所得到的100点的各元素的测定数据(含量)的平均值作定义为该元素的平均含量。然后，对于各元素，将测定数据中的最高值(最高含量)除以平均含量得到的数值作为该元素的偏析度。

[0086] 激光束直径约为1mm左右，因此各测定点中测得的含量为该光束直径的范围的平均值。另一方面，夹杂物的尺寸通常为数μm左右，即使大的夹杂物也为数10μm左右。因此，各测定点中测得的含量能充分反映该测定点中的夹杂物的存在密度的影响。因此，通过评价上述偏析度，可以定量性地掌握夹杂物的偏析的程度。

[0087] Nb的偏析度为1.60以上时，形成大量的粗大的Nb碳氮化物的可能性高。因此，有可能产生HIC。另一方面，Mn的偏析度为1.40以上时，形成大量MnS的可能性高。因此，此时也有可能产生HIC。没有设定各偏析度的下限。越接近1.0则越优选。

[0088] 3.其它的特性

[0089] 本发明的钢板具有下述耐HIC特性和耐断裂特性。

[0090] (1)耐HIC特性

[0091] 通常耐HIC特性的评价使用NACE Standard TM-02-84中规定的0.5%乙酸＋5%NaCl的1巴(bar)H2S饱和溶液(pH：约3、25℃以下、称为“NACE溶液”)。但是，使用该NACE溶液的试验条件(称为“NACE条件”)与实际腐蚀环境大幅不同。实际腐蚀环境比NACE条件远远温和，具体而言，pH更高，为了使H2S含有在溶液中而供给到溶液直至饱和的气体中含有的H2S的分压(本发明 中也称为“饱和H2S分压”)更低。腐蚀环境不同时，腐蚀现象本身也有可能不同，因此期望在接近实际腐蚀环境的试验条件下进行评价。

[0092] 耐HIC特性的评价中，产生与实际腐蚀环境相同的腐蚀现象的腐蚀条件为图1所示的温和酸性(Mild Sour)区域(区域III)和过渡(Transition)区域(区域II)。因此，优选在该区域II和区域III的范围内的条件下评价耐HIC特性。

[0093] 上述区域II和区域III合并而成的区域为饱和H2S分压(PH2S)和pH满足下式(A)～(C)的区域：

[0094] 0.003×105Pa＜PH2S＜0.01×105Pa、且3.5≤pH≤6.0...(A)、

[0095] 0.01×105Pa≤PH2S＜1×105Pa、3.5≤pH≤6.0、且

[0096] pH≥log[PH2S/105Pa]+5.5...(B)、

[0097] 1×105Pa＜PH2S≤10×105Pa、且5.5≤pH≤6.0...(C)。

[0098] 更详细的说明如下，图1所示的温和酸性(Mild Sour)区域(区域III)大致包括设想为实际腐蚀环境下的条件的条件。因此，若对在该区域III的范围内的试验条件下在与NACE试验中使用的相同的含有氯化钠的乙酸水溶液中浸渍了96小时(25℃)的试样的裂纹面积率进行测定，该面积率为5.0%以下，则可以判断具有实际腐蚀环境所要求的耐HIC特性。

[0099] 另一方面，图1所示的过渡(Transition)区域(区域II)为比实际腐蚀环境稍微苛刻的条件，但是腐蚀现象被设想为与实际腐蚀环境大致相同的区域。若在该区域II的范围内的试验条件下进行与上述相同的试验时裂纹面积率也为5.0%以下，则能够判断稳定地具有实际腐蚀环境所要求的耐HIC特性。

[0100] 与此相对，图1所示的酸性(Sour)区域(区域I)，不仅腐蚀性比实际腐蚀环境苛刻，而且导致裂纹的产生的腐蚀现象与实际腐蚀环境中发现的腐蚀现象不同的可能性升高。在这种腐蚀现象与实际腐蚀环境不同的条件下进行试验，也不能适当判定实际的耐HIC特性。

[0101] 如图1所示，pH为3左右(5%NaCl-0.5%乙酸水溶液)、饱和H2S分压为1巴(=105Pa)的NACE条件包括在区域I中。另外，使用相同饱和H2S分压的人造海水的BP条件(NACE TM0284-Solution B)也仍然包括在区域I中。也就是说，作为现有的试验条件的NACE条件、BP条件包括在区域I内，对于评价实际腐蚀环境下的耐HIC特性的目的是不合适的。

[0102] 基于以上发现，本发明中，采用区域II内腐蚀性比较苛刻的条件，即饱和H2S分压5
(PH2S)为0.01×10Pa及pH为4.0(图1的点A)的试验条件。即，通过在饱和H2S分压(PH2S)
5
为0.01×10Pa及pH为4.0的含有5%氯化钠的乙酸水溶液(25℃)中浸渍96小时后的裂纹面积率来评价耐HIC特性。水溶液的pH通过乙酸浓度调整至4.0。如上所述，若在包括在区域II内的该条件下进行试验时的裂纹面积率为5.0%以下，则可以判断稳定地具有实际腐蚀环境所要求的耐HIC特性。

[0103] 本发明的钢板在上述条件下测得的裂纹面积率优选为3.0%以下，更优选为2.0%以下，进一步优选为1.0%以下。若裂纹面积率为0%则最优选。

[0104] (2)耐断裂特性

[0105] 本发明的钢板，对于板厚为6mm以上且40mm以下的钢板在-30℃下进行DWTT试验时的塑性断口率(DWTT-SA@-30)为85%以上。通过在该板厚的范围内具有上述特性，面向寒冷地区提供具备优异的耐断裂特性的厚壁的管路用管得以实现。该塑性断口率优选为90%以上，更优选为95%以上，最优选为100%。

[0106] 对于由钢板采集用于上述(1)和(2)的特性评价的试验材的位置没有特别限定。但是，由于钢板的轧制方向和钢板的宽度方向的端部的若干机械特性与其它的主要部分有可能不同，因此不优选从这些部分采集试验材。另一方面，耐HIC特性的评价中，优选以包括最易产生偏析的部分、即钢板的中心部的方式采集试验材。

[0107] 4.制造方法

[0108] 对本发明的优选制造方法进行说明。

[0109] 制钢过程中，为了充分降低C、P或S的含量，并且适当控制氧化物的含量、氧化物的形态，优选进行喷粉精炼(IR、Injection Refining)以及通过添加Ca进行夹杂物处理。

[0110] 为了由所得到的钢液得到板坯而进行连续铸造时，优选通过将水冷条件、压下条件、浇铸速度保持在适当的值，来抑制在浇铸时产生偏析。

[0111] 将所得到的板坯热轧而得到热轧钢板。本发明的制造方法中，通过对于热轧钢板，如下所述控制板坯加热、最终轧制以及此后的冷却，实现稳定地得到本发明的钢板。

[0112] (1)板坯加热

[0113] 对于通过连续铸造得到的板坯在满足下式(i)的关系的加热温度T(单位：℃)下进行加热。

[0114] 6770/(2.26-log[Nb][C])-73>T≥6770/(2.26-log[Nb][G])-273 (i)[0115] 在此，上式(i)中的各元素符号指的是按质量%计的该元素的含量。

[0116] 通过在该范围的温度T下对板坯进行加热，兼具将降低耐HIC特性的Nb系碳氮化物固溶、和抑制降低耐断裂特性的奥氏体的粒径的粗化。若板坯的加热温度低于该温度区域，则Nb系碳氮化物的残留变得显著，因此，耐HIC特性有可能降低。另一方面，若在超过该温度区域的温度下对板坯进行加热，则奥氏体的粒径的粗化变得显著，因此耐断裂特性有可能降低。

[0117] 对板坯的加热时间没有特别限定，但是过短时有可能残留Nb系碳氮化物，过长时奥氏体的粒径有可能粗化。因此，板坯的加热时间优选为180分钟以上且480分钟以下。

[0118] (2)最终轧制

[0119] 对于通过上述加热得到的板坯，通过氧化皮去除机去除附着在表面的氧化皮后，开始热轧。本发明中，进行在Ar3点-60℃以上且Ar3点以下的温度范围完成最终轧制的热轧。Ar3点(℃)通过下式(ii)定义。

[0120] Ar3=910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8) (ii)

[0121] 上式(ii)中，各元素符号指的是按质量%计的该元素的含量，t指的是最终轧制完成后的钢板的厚度(单位：mm)。

[0122] 若在[Ar3点-60℃]以上且Ar3点以下的温度区域完成最终轧制，则能够实现钢组织形成双相组织。因此，钢板的耐断裂特性提高。与此相对，若完成最终轧制时的温度(以下称为“最终轧制完成温度”)超过Ar3，则在最终轧制完成了的阶段也形成奥氏体单相，因此在此后的冷却过程中奥氏体的粒径有可能过度生长。另一方面，最终轧制完成温度低于Ar3点-60℃时，Mn有可能偏析。

[0123] 需要说明的是，对压下率没有特别限定。通常为60%以上且100%以下，压下率过高时轧制效率有可能降低。

[0124] (3)最终轧制后的冷却

[0125] 上述最终轧制完成后，将所得到的钢板立即以10℃/s以上的冷却速度冷却。通过如此急速冷却，C、P等合金元素的扩散受到抑制。因此，偏析的生成受到抑制，耐HIC特性的劣化受到抑制。

[0126] 在此，“立即”指的是大致1秒以内。若从最终轧制完成到冷却开始的时间延长，则在此期间合金元素的扩散加剧，有可能促进偏析的生成。

[0127] 对冷却速度的上限没有设定。若冷却速度过高则设备负荷过大，因此，通常优选将200℃/s左右设为上限。

[0128] 冷却停止温度处于400℃以上且600℃以下的范围内。若冷却停止温度过 低则有可能形成马氏体等硬化相，若过高则有可能促进基于合金元素扩散的偏析。

[0129] 需要说明的是，对冷却方法没有限定，通常为水冷却。

[0130] 由如此得到的本发明的钢板通过任意适当的制管法成型为钢管而得到的钢管，由于强度高、耐断裂特性和耐氢致裂纹特性优异，因此可以用作管路用管。

[0131] 对本发明的钢板的厚度没有特别限制，以所谓厚板(即板厚超过6mm)作为对象。板厚优选为15mm以上，更优选为25mm以上。对板厚的上限没有特别限制，但是通常为40mm左右。板厚25mm以上的厚板的钢管通常为无缝钢管或UOE钢管。

[0132] 实施例

[0133] 参照实施例的同时对本发明进行更具体的说明。

[0134] 使用厚度300mm、宽度1300～2300mm的垂直弯曲型板坯连续铸造机，以0.6～1.0m/分钟的铸造速度，将具有表1所示化学组成的钢液连续铸造而得到板坯。表1中的“-”的表示，指的是不进行该元素的积极添加、因此为杂质水平的含量。

[0135] [表1]

[0136]

[0137] 将所得到的板坯加热至表2所示的温度并保持300分钟，对于该加热保持结束的板坯，在表2中表示为精加工温度的精轧完成温度下进行热轧。压下率为70%以上且100%以下。轧制完成后，立即进行水冷，以10℃/s以上且40℃/s以下的冷却速度冷却至400℃以上且600℃以上的范围。然后，自然冷却至室温。轧制完成后的钢板的厚度如表2所示。

[0138] 在与轧制方向正交的方向切断如此得到的钢板，为了进行耐HIC特性的评价、耐断裂特性的评价、拉伸强度的测定以及偏析度的测定，分别采集适当形状的试验片。需要说明的是，采集这些试验片时，以断面部成为测定区域且包括钢板的板厚方向中心部的方式采集，从而可以确认中心偏析部的影响。

[0139] 使用所得到的试验片，进行耐HIC特性的评价、耐断裂特性的评价、拉伸强度(TS)的测定以及偏析度的测定。

[0140] 耐HIC特性的评价中，在pH为4.0、用H2S分圧为0.01×105Pa(剩余部分：氮气)的气体饱和的、含有5%的NaCl的乙酸水溶液(25℃)中浸渍96小时后，测定裂纹面积率(CAR、cracking area ratio)。将CAR为5%以下的情况判断为良好。

[0141] 耐断裂特性的评价中，-35℃下进行DWTT试验。进行断裂面的观察，测定塑性断口率。将塑性断口率为85%以上的情况判断为良好。

[0142] 将拉伸强度为520MPa以上的情况判断为良好。

[0143] Nb和Mn的偏析度通过上述使用L-ICP装置(岛津株式会社制ICPV-1017)的测定方法进行测定。需要说明的是，测定范围为夹着中心偏析部的10mm，测定点数为100，各测定点中的测定区域为直径1mm的圆形。对于Nb而言偏析度不足1.6时、对于Mn而言偏析度不足1.4时判断为良好。

[0144] 钢组织的评价方法如下所述。使用扫描电子显微镜以500倍对与轧制方向正交的方向的断面的中心点进行观察，特定组织的构成。另外，对通过这 种观察得到的观察图像进行图像处理，由此求出贝氏体的面积率。

[0145] 评价结果如表2所示。需要说明的是，表1和表2中，在表示化学组成、制造条件和钢板的特性的数值附加下划线时，意味着处于本发明的范围外。

[0146] [表2]

[0147]

[0148] 对于实施例1～实施例7所示的本发明的钢板而言，能够得到下述合适的结果：耐断裂特性和耐HIC特性两者都良好，并且具有520MPa以上的强度。

[0149] 对于实施例8所示的比较材料的钢板而言，由于板坯的加热温度过高，因此奥氏体粒径肥大化，耐断裂特性劣化。

[0150] 对于实施例9所示的比较材料的钢板而言，由于精轧完成温度过高，因此奥氏体粒径肥大化，耐断裂特性劣化。

[0151] 对于实施例10和实施例11所示的比较材料的钢板而言，由于Nb和Ti的含量分别过高，其结果偏析度升高，产生HIC。